(57)【要約】  優れた疲労強度を有する窒化処理部品を提供すること。  所定の成分を有し、フェライト及びパーライトから成る組織であり、長軸方向と短軸方向の長さの比であるアスペクト比が４．５以上であるフェライト粒が、応力集中予定部の表面からの深さが（ρ×０．０９＋０．０５）ｍｍ以下の全領域に存在し、表面から深さ方向２００μｍまでの表層部の平均Ｎ濃度が５０００ｐｐｍ以上である。
2018151321.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：０．２０〜０．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、及びＶ：０．１０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
フェライト及びパーライトから成る組織であり、
長軸方向と短軸方向の長さの比であるアスペクト比が４．５以上であるフェライト粒が、
応力集中予定部の表面からの深さが（ρ×０．０９＋０．０５）ｍｍ以下の全領域に存在し、
表面から深さ方向２００μｍまでの表層部の平均Ｎ濃度が５０００ｐｐｍ以上である、ことを特徴とする窒化処理部品。
但し、ρ：応力集中予定部の曲率半径（ｍｍ）である。
【請求項２】
質量％で、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％からなる群から選択される少なくとも１種を含有する、請求項１に記載の窒化処理部品。
【請求項３】
質量％で、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％からなる群から選択される少なくとも１種を含有する、請求項１又は２に記載の窒化処理部品。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：０．２０〜０．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、及びＶ：０．１０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である組成の鋼材を、最終スタンド出側温度１０５０℃以上で熱間圧延し、９００℃〜５００℃の間を０．４〜２．０℃／秒で冷却する工程と、
焼鈍を施すことなく、応力集中予定部の表面からの深さが（ρ×０．０９＋０．０５）ｍｍ以下の全領域において、フェライト粒の長軸方向と短軸方向の長さの比であるアスペクト比が４．５以上になるように冷間加工を施す工程と、
窒化処理を施す工程と、
を含むことを特徴とする窒化処理部品の製造方法。
但し、ρ：応力集中予定部の曲率半径（ｍｍ）である。
【請求項５】
質量％で、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％からなる群から選択される少なくとも１種を含有する、請求項４に記載の窒化処理部品の製造方法。
【請求項６】
質量％で、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％からなる群から選択される少なくとも１種を含有する、請求項４又は５に記載の窒化処理部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、窒化処理部品及びその製造方法に関し、特に、優れた曲げ疲労強度を有する窒化処理部品の製造技術に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、冷間鍛造法によって製造された歯車は、切削加工によって製造された歯車よりも高強度である、といわれてきた。これは、冷間鍛造時に歯車表面に伸長粒組織が形成されることから、歯元の疲労強度が高いことに起因する。【０００３】
しかしながら、冷間鍛造後に浸炭処理を施して製造された歯車と、切削加工後に浸炭処理を施して製造された歯車との間には、疲労強度に関して明確な相違は現れなかった。その理由は、浸炭処理の加熱過程に於いて、冷間鍛造によって形成されたパーライト及びフェライト（α）の伸長粒組織がオーステナイト（γ）へ相変態して消滅してしまうことにある、と推察される。【０００４】
このような伸長粒組織の消滅現象を防止するためには、浸炭処理と比較して低温で加熱処理がなされるために相変態を伴わない窒化処理を採用することが有効である。窒化処理は、冷間鍛造によって得られた伸長粒組織を維持し、部品の強度を向上できるため有利であり、例えば以下に示す技術が知られている。【０００５】
特開平９−２７９２９５号公報には、所定の成分を有し、熱間圧延後又は熱間鍛造後の深部硬さがＨＶで２００以下、かつその後の冷間鍛造における限界圧縮率６５以上の特性を有してなることを特徴とする冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼が開示されている。当該公報では、熱間圧延又は熱間鍛造したままの状態で、ＨＶで２００以下の軟らかいフェライト＋ベイナイト組織を得ることができ、その後の冷間鍛造においては限界圧縮率で６５％以上の優れた冷間鍛造性を有し、冷間鍛造後の軟窒化処理においても、母材の芯部硬さを低下させることなく、むしろ時効効果により硬さを増加させることができる、とされている。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
窒化処理には、表面硬度をＨＶで１０００以上まで上昇できるという利点と、一般に６００℃以下のα域で行われて相変態を伴わないことから熱処理歪が小さいという利点と、がある。【０００７】
しかしながら、窒化処理は、９００℃以上のγ域で行われる浸炭処理と比較して、Ｎ原子の拡散速度が遅く、処理時間が同じ場合、浸炭処理を採用した場合よりも硬化層深さが浅いため曲げ疲労強度を十分に高めるには至らない、という欠点がある。【０００８】
また、窒化処理に際し、Ｎと反応して微細な析出物を生成するＶを鋼に含有させた場合には、冷間鍛造時に鋼材の軟化のために球状化焼鈍を行うと、Ｖが鋼中のＣと反応してＶＣとして析出するおそれがある。この場合、鋼材が十分に軟化されないばかりか、冷間鍛造後の窒化処理時に鋼中に十分な固溶Ｖが残っていないため、窒化処理によって十分な強度向上が見込めないおそれもある。【０００９】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、冷間鍛造品に代表される冷間加工品に対し、相変態を伴わないため熱処理歪が小さい窒化処理を適用することを前提に、冷間加工において得られた伸長粒組織を、窒化処理後においても維持することにより、優れた疲労強度を有する窒化処理部品を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、冷間加工において得られた伸長粒組織を、窒化処理後においても維持し、ひいては優れた疲労強度を有する窒化処理部品について、鋭意検討を行い、以下の知見を得た。【００１１】
（１）冷間加工性を確保するために、Ｓｉ量やＭｎ量とともにＣ量を低減し、さらに窒化による硬度向上を図るために、Ｖを含有させることが有利である。
（２）熱間圧延における最終スタンド出側温度を１０５０℃以上とすることで、含有するＶをすべて固溶状態とし、９００〜５００℃の間の平均冷却速度を０．４℃／秒より早くすることで、ＶＣの析出を抑制することが有利である。
（３）冷間加工性を確保するために、所定成分の鋼材を熱間圧延した後、９００℃〜５００℃の間の平均冷却速度を２．０℃／秒より遅くすることで、鋼材の組織、ひいては窒化処理部品の組織をフェライトとパーライトから成る組織とすることが有利である。
（４）鋼材にＶを固溶させることにより窒化処理時に再結晶粒を生成することなく、換言すれば冷間加工時に形成した伸長粒を、窒化処理を施してもなお維持し、窒化処理部品においても長軸方向と短軸方向の長さの比であるアスペクト比が４．５以上であるフェライト粒を存在させることが有利である。【００１２】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、以下に記載するとおりである。【００１３】
[１]質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：０．２０〜０．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、及びＶ：０．１０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
フェライト及びパーライトから成る組織であり、
長軸方向と短軸方向の長さの比であるアスペクト比が４．５以上であるフェライト粒が、
応力集中予定部の表面からの深さが（ρ×０．０９＋０．０５）ｍｍ以下の全領域に存在し、
表面から深さ方向２００μｍまでの表層部の平均Ｎ濃度が、５０００ｐｐｍ以上である、ことを特徴とする窒化処理部品。
但し、ρ：応力集中予定部の曲率半径（ｍｍ）である。【００１４】
[２]質量％で、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％からなる群から選択される少なくとも１種を含有する、上記[１]に記載の窒化処理部品。【００１５】
[３]質量％で、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％からなる群から選択される少なくとも１種を含有する、上記[１]又は[２]に記載の窒化処理部品。【００１６】
[４]質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：０．２０〜０．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、及びＶ：０．１０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である組成の鋼材を、最終スタンド出側温度１０５０℃以上で熱間圧延し、９００℃〜５００℃の間を０．４〜２．０℃／秒で冷却する工程と、
焼鈍を施すことなく、応力集中予定部の表面からの深さが（ρ×０．０９＋０．０５）ｍｍ以下の全領域において、フェライト粒の長軸方向と短軸方向の長さの比であるアスペクト比が４．５以上になるように冷間加工を施す工程と、
窒化処理を施す工程と、
を含むことを特徴とする窒化処理部品の製造方法。
但し、ρ：応力集中予定部の曲率半径（ｍｍ）である。【００１７】
[５]質量％で、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％からなる群から選択される少なくとも１種を含有する、上記[４]に記載の窒化処理部品の製造方法。【００１８】
[６]質量％で、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％からなる群から選択される少なくとも１種を含有する、上記[４]又は[５]に記載の窒化処理部品の製造方法。
【発明の効果】
【００１９】
本発明に係る窒化処理部品では、成分、組織、フェライト粒のアスペクト比、及び表層部での平均Ｎ濃度を適正化している。また、本発明に係る窒化処理部品の製造方法では、成分、熱間圧延における最終スタンド出側温度、熱間圧延後の冷却条件、鋼材にＶを固溶させた上での冷間加工と窒化処理との施行順を適正化している。その結果、本発明によれば、冷間鍛造品に代表される冷間加工品に対し、相変態を伴わないため熱処理歪が小さい窒化処理を適用することを前提に、冷間加工において得られた伸長粒組織を、窒化処理後においても維持することで、窒化処理部品の優れた疲労強度を実現することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】矩形歯形に発生する曲げ応力を推定するための有限要素法解析モデルを示す図である。
【図２】４点曲げ疲労試験片の形状と、４試験点曲げ疲労試験における荷重負荷を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
以下に、本発明の実施形態（窒化処理部品、及びその製造方法）を、詳細に説明する。これらの実施形態は、本発明を限定するものではない。また、上記実施形態の構成要素には、当業者が置換可能かつ容易なもの、或いは実質的に同一のものが含まれる。さらに、上記実施形態に含まれる各種形態は、当業者が自明の範囲内で任意に組み合わせることができる。
【００２２】
＜窒化処理部品＞
[化学組成]
本実施形態の窒化処理部品は、以下の化学組成を有する。なお、以下に示す各元素の割合（％）は全て質量％を意味する。
【００２３】
（必須成分）
Ｃ：０．０５〜０．２０％
炭素（Ｃ）は、窒化処理部品の強度（特に芯部の強度）を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼材の強度が高くなりすぎるため、鋼材の冷間加工性が低下する。従って、Ｃ含有量は０．０５〜０．２０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、好ましい上限は０．１５％である。
【００２４】
Ｓｉ：０．０５〜０．２０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の強度を高める作用を有するが、その含有量が０．２０％を超えると、冷間加工性が低下する。一方、量産においてＳｉの含有量を０．０５％未満にすることはコストが嵩む。したがって、Ｓｉの含有量は０．０５〜０．２０％である。冷間加工性の観点からは、Ｓｉの含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。
【００２５】
Ｍｎ：０．２０〜０．５０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の強度を高める。さらに、Ｍｎは鋼中のＳをＭｎＳとして固定することで、ＦｅＳが結晶粒界に生成するのを抑制する。これにより、赤熱脆性が抑制され、熱間延性が高まる。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、冷間加工性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は０．２０〜０．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、好ましい上限は０．４５％である。
【００２６】
Ｐ：０．０３０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、粒界に偏析して粒界強度を下げる。その結果、窒化処理部品の曲げ疲労強度が低下する。従って、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方がよい。
【００２７】
Ｓ：０．０２０％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物である。Ｓ含有量が高すぎれば、Ｍｎによって固定されなかったＳがＦｅＳとして粒界に生成することで熱間圧延性が低下するだけでなく、大量に生成されたＭｎＳによって鋼の冷間延性が低下し、冷間加工中に割れが発生するおそれがある。従って、Ｓ含有量は０．０２０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方がよい。
【００２８】
Ｖ：０．１０〜０．５０％
バナジウム（Ｖ）は、窒化処理により、Ｎと結合して微細な析出物を形成して、表面近傍の硬度を向上させることで、窒化処理部品の疲労強度を高める。また、Ｖは鋼組織の回復・再結晶を抑制し、冷間加工によって生じた伸長粒組織を維持する効果を有する。Ｖ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｖの含有量が０．５０％を超えれば、Ｖの一部がＶＣとして析出するようになり、上記の効果が飽和し始める。従って、Ｖの含有量は０．１０〜０．５０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．２％であり、好ましい上限は０．４％である。
【００２９】
上記鋼材の化学組成の残部は鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物である。不可避的不純物とは、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は、製造工程の環境等から混入する成分であって、鋼材に意図的に含有させた成分ではない成分を意味する。
【００３０】
（任意成分）
鋼材はさらに、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒ、及びＡｌの少なくとも１種を含有してもよい。
【００３１】
Ｍｏ：０．１０〜０．５０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の強度を高めるとともに、鋼組織の回復・再結晶性を抑制し、冷間加工によって生じた伸長粒組織を維持する機能を有する。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、鋼材の強度が過剰に増大し、冷間加工性が低下する。従って、Ｍｏ含有量は０．１０〜０．５０％とすることが好ましい。Ｍｏ含有量のさらに好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましい下限は０．２０％である。
【００３２】
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中でＮ、Ｃと結合して炭窒化物を形成し、炭窒化物が鋼組織の回復・再結晶性を抑制し、冷間加工によって生じた伸長粒組織を維持する機能を有する。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、素材硬さの過度の上昇を生じて、部品の切削・鍛造等の加工を行うときの加工性が顕著に劣化する。さらに、Ｎｂを過剰に含有すると、１０００℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まり低下の原因になる。従って、Ｎｂ含有量の範囲は０．０１〜０．０５％とすることが好ましい。Ｎｂ含有量のさらに好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましい下限は０．０２％である。
【００３３】
Ｃｒ：０．１〜２．０％
Ｃｒは、窒化処理によりＮと結合して微細な析出物を形成し、表面近傍の硬度を向上させることで、窒化処理部品の疲労強度を高める機能を有する。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、窒化処理の際にＮがＣｒと反応してしまい、Ｎの鋼内部への拡散が阻害され、硬化層深さが浅くなる。従って、Ｃｒ含有量の範囲は０．１〜２．０％とすることが好ましい。Ｃｒ含有量のさらに好ましい上限は１．０％であり、さらに好ましい下限は０．５％である。
【００３４】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
アルミニウム（Ａｌ）は、窒化処理時にＮと結合して微細な析出物を形成し、表面近傍の硬度を向上させることで、窒化処理部品の疲労強度を高める機能を有する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎれば、硬質で粗大なＡｌ2Ｏ3が生成して、鋼の被削性が低下し、さらに疲労強度も低下する。従って、Ａｌ含有量は０．０１〜０．１％とすることが好ましい。Ａｌ含有量のさらに好ましい下限は０．０２％である。また、Ａｌ含有量のさらに好ましい上限は０．０５％であり、極めて好ましい上限値は０．０４％である。
【００３５】
[組織]
本実施形態の窒化処理部品においては、その組織が、フェライト及びパーライトから成る。これにより、窒化処理前の鋼材の強度が低いため冷間加工が可能であり、冷間加工によって伸長粒を形成することが可能であるという効果が得られ、ひいては、窒化処理部品の疲労強度を高めることができる。
【００３６】
ここで、当該組織の観察、同定は、以下のように行うことができる。即ち、部品の表面あるいは切断面を鏡面研磨加工した後、ナイタール腐食を行い、光学顕微鏡観察にて白い領域がフェライト、黒と白の縞模様の領域あるいは黒い領域がパーライトであると同定できる。
【００３７】
[フェライト粒のアスペクト比]
本実施形態の窒化処理部品においては、長軸方向と短軸方向の長さの比であるアスペクト比が４．５以上であるフェライト粒が存在する。これは、冷間鍛造に代表される冷間加工が十分に行われている証拠であり、よって、このような窒化処理部品は、当然に、優れた疲労強度を有する。なお、当該アスペクト比は２０以上であることが好ましく、１００以上であることがさらに好ましい。
【００３８】
ここで、当該フェライト粒のアスペクト比は、以下のように導出することができる。即ち、当該アスペクト比は、例えば、１０００倍の光学顕微鏡で測定、算出することができる。なお、アスペクト比が極めて大きいために光学顕微鏡によるアスペクト比の測定が困難な場合は、冷間加工の有限要素法解析によって求めたひずみ成分量からアスペクト比を推定することができる。
【００３９】
[伸長フェライト粒の存在領域]
本実施形態の冷間鍛造では、応力集中予定部の表面からの深さが（ρ×０．０９＋０．０５）ｍｍ以下の全領域（ρ：応力集中予定部の曲率半径（ｍｍ））において、フェライト粒の長軸方向と短軸方向の長さの比であるアスペクト比が４．５以上になるようにする。これにより、後述する窒化処理後においても好適な所定のフェライト伸長粒が得られることとなる。
【００４０】
なお、応力集中予定部の表面からのさ（ρ×０．０９＋０．０５）ｍｍの導出方法については、以下のとおりである。
即ち、窒化処理部品の応力集中予定部表面での曲げ応力を基準とし、その０．８倍の高い曲げ応力が発生する位置における、表面からの深さｄは、応力集中予定部の曲率半径ρの大小によって変化し、ρが大きいほど深く、ρが小さいほど浅くなる。そこで、本発明者らは、高い曲げ応力が発生する領域（深さｄ）と、応力集中予定部の曲率半径ρと、の関係を有限要素法解析により推定した。解析条件は以下のとおりである。
【００４１】
図１は、矩形歯形に発生する曲げ応力を推定するための有限要素法解析モデルを示す図である。同図に示すように、解析モデルは平面ひずみ状態の二次元モデルである。このモデルでは、幅１０ｍｍ、高さ１０ｍｍの矩形歯形における２つの根元角部を曲率半径ρの円弧で滑らかに繋ぎ、縦弾性係数２１３ＧＰａ、ポアソン比０．３の弾性体として、四角形要素に分割したモデルを採用した。また、底辺を完全に固定し、矩形歯形における右上角部に対して左方向に０．０５ｍｍの変位を与えた。曲率半径ρは０．３ｍｍ、１ｍｍ、３ｍｍの３水準とした。
【００４２】
解析の結果、曲率半径ρが３ｍｍの場合は高い曲げ応力が発生する深さｄが０．３２１ｍｍとなった。同様に、曲率半径ρが１ｍｍの場合はｄが０．１４５ｍｍとなり、曲率半径ρが０．３ｍｍの場合はｄが０．０７５ｍｍとなった。次いで、曲率半径ρと深さｄとの関係を最小二乗法により直線近似すると、以下の式（１）が得られた。
ｄ＝０．０９０４×ρ＋０．０５０７      ・・・（１）
従って、本実施形態では、上記式（１）を基に、アスペクト比が４．５以上の伸長粒が形成されている領域は、応力集中予定部の表面からの深さが（ρ×０．０９＋０．０５）ｍｍ以下の全領域とした。
ｄ＝０．０９×ρ＋０．０５              ・・・（２）
【００４３】
[表層部の平均Ｎ濃度]
本実施形態の窒化処理部品においては、表層部の平均Ｎ濃度が５０００ｐｐｍ以上である。これにより、多量の窒化物が析出して表層部の硬さが向上するという効果が得られ、ひいては、窒化処理部品の疲労強度を高めることができる。
【００４４】
ここで、表層部とは、窒化処理部品の表面から深さ方向２００μｍまでの範囲の領域の部分をいう。また、当該平均Ｎ濃度の測定方法は、以下のように行うことができる。即ち、まず、部品を表面に対して垂直に切断して測定用サンプルを採取し、観察表面に対して鏡面研磨加工を行う。その後、表面から深さ方向２００μｍのまで範囲（つまり表層部）におけるＮ濃度を、深さ方向に０．５μｍピッチで電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｐｒｏｂｅ  Ｍｉｃｒｏ  Ａｎａｌｙｓｅｒ）により測定し、平均Ｎ濃度を算出する。
【００４５】
以上のように、所定の化学組成を有し、組織、フェライト粒のアスペクト比、伸長フェライト粒の存在領域及び表層部の平均Ｎ濃度が、いずれも所定の範囲を満たす、本実施形態の窒化処理部品によれば、上述のような各効果が相まって、優れた疲労強度を実現することができる。
【００４６】
＜窒化処理部品の製造方法＞
本実施形態の窒化処理部品の製造方法は、少なくとも、熱間圧延工程と、冷間加工工程と、窒化処理工程と、を含む。
【００４７】
[熱間圧延工程]
上述した窒化処理部品の化学組成に相当する化学組成に調製した鋳鋼から鋼材を得る。そして、この鋼材を熱間圧延に供する。
【００４８】
（鋼材の最終スタンド出側温度）
熱間圧延においては、鋼材の最終スタンド出側温度を１０５０℃以上とする。
これにより、含有するＶをすべて固溶状態とする。
【００４９】
（熱間圧延後の冷却速度）
熱間圧延後、直ちに大気冷却又は空冷する。具体的には、９００〜５００℃の間の平均冷却速度を０．４℃／秒以上とすることでＶＣの析出を抑制する。また、９００℃〜５００℃の間の平均冷却速度を２．０℃／秒以下とすることで、ベイナイトの生成を防止することができる。このため、この冷却速度条件により冷却された鋼材の組織、ひいては窒化処理部品における組織が、フェライトとパーライトから成る組織となる。
【００５０】
[冷間加工工程]
上述のとおり熱間圧延した鋼材に、所定の潤滑被膜を形成して冷間加工に供する。なお、以下では、冷間加工のうち、特に、冷間鍛造を採用した例について述べる。
【００５１】
（焼鈍の省略）
冷間鍛造時の変形抵抗を下げる目的で事前に焼鈍を行った場合には、ＶＣが析出する。このＶＣは、本実施形態が意図する窒化処理時の固溶Ｖによる伸長粒の回復・再結晶の抑制効果を低減させてしまう。以上の理由により、本実施形態における冷間鍛造の前には、焼鈍を施さない。
【００５２】
（冷間鍛造）
本実施形態では、部品を冷間鍛造で成形する。冷間鍛造は、実際に窒化処理部品が使用される際に応力が集中する、応力集中予定部の加工度を高めるために行う。
【００５３】
ここで、応力集中予定部とは、窒化処理部品のうち、稼働中に大きな応力がかかると予定される部分であり、一般には曲率の小さな部位である。例えば、ボス付きのフランジにおけるボスとフランジとの境、歯車の歯底及びこれらと同様に応力が集中する部位が、応力集中予定部として挙げられる。
【００５４】
本実施形態の冷間鍛造では、応力集中予定部の表面からの深さが（ρ×０．０９＋０．０５）ｍｍ以下の全領域（ρ：応力集中予定部の曲率半径（ｍｍ））において、フェライト粒の長軸方向と短軸方向の長さの比であるアスペクト比が４．５以上になるようにする。これにより、後述する窒化処理後においても好適な所定のフェライト伸長粒が得られることとなる。
【００５５】
[窒化処理工程]
上述のとおり冷間加工（冷間鍛造）して得た部品を、窒化処理に供する。
【００５６】
本実施形態における窒化処理は、窒化処理部品の表面から深さ方向２００μｍまでの表層部の平均Ｎ濃度が、５０００ｐｐｍ以上となる処理であれば、いかなる条件の処理であってもよい。本実施形態では、上述のとおり、鋼材に所定量のＶを固溶させていることから、このように窒化処理を施しても、再結晶粒を形成せずに、冷間加工によって形成された伸長粒を維持し、窒化処理部品においても長軸方向と短軸方向の長さの比であるアスペクト比が４．５以上であるフェライト粒を存在させることができる。
【００５７】
以上のように、所定の化学組成を選択し、熱間圧延後の冷却条件、熱間圧延における最終スタンド出側温度、鋼材にＶを固溶させた上での冷間加工と窒化処理との施行順を適正化した、本実施形態の窒化処理部品の製造方法によれば、上述のような各効果が相まって、優れた疲労強度を有する窒化処理部品を得ることができる。
【実施例】
【００５８】
＜窒化処理部品の作製＞
[熱間圧延]
表１に示すａ〜ｓの化学組成に調製した鋳鋼から鋼材ａ〜ｓを形成して、熱間圧延によってφ６０ｍｍの熱延棒鋼ａ〜ｓを得た。なお、熱間圧延における最終スタンド出側温度は表１に併記のとおりとした。【００５９】
熱間圧延終了後、熱延棒鋼ａ〜ｓのそれぞれについて、ビッカース硬さ（ＨＶ）を測定した。その結果を表１に併記する。【００６０】
【表１】
2018151321.tif 000003
【００６１】
表１から明らかなように、試験片ａ〜ｈ及びｌ〜ｓについては、いずれも圧延後硬さが１７０ＨＶ未満と低く、冷間加工性に優れていることが判る。逆に、試験片ｉ〜ｋについては、いずれも圧延後の硬さが１７０ＨＶ以上と高く、冷間加工性に劣ることが判る。【００６２】
[冷間鍛造]
次いで、各熱延棒鋼の所定箇所（応力集中予定部）に、ノッチを形成した。熱延棒鋼ａ〜ｏ及び熱延棒鋼q〜ｓについては、冷間鍛造によりノッチを形成する一方、熱延棒鋼ｐについては切削加工によりノッチを形成した。【００６３】
熱延棒鋼ａ〜ｏ及び熱延棒鋼q〜ｓにノッチを付与する場合は、まず各熱延棒鋼のそれぞれから粗形状の試験片を切り出し、所定の潤滑被膜を形成した。その後、各試験片に、幅４ｍｍ、高さ１０ｍｍ、奥行き４０ｍｍの板状パンチであって、下面の角部を曲率半径２ｍｍでＲ面取りした板状パンチ、を押し込む冷間鍛造を施した。なお、板状パンチの押込量は、表２に併記のとおりとした。【００６４】
【表２】
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【００６５】
このようにして、試験片ａ〜ｏ及び試験片q〜ｓに曲率半径２ｍｍのノッチを付与した後、ノッチを基準とした仕上げ切削加工を施し、ノッチの形成を終了した。なお、試験片ｒについては、アスペクト比４．５以上の伸長粒が形成されている領域の深さを０．１５ｍｍにするために、切削加工で０．５ｍｍ深くしたノッチを基準として仕上げ切削加工を行った。また、試験片ｓについては、アスペクト比４．５以上の伸長粒が形成されている領域の深さを０．２５ｍｍにするために、切削加工で０．４ｍｍ深くしたノッチを基準として仕上げ切削加工を行った。なお、ノッチ底は後述の４点曲げ疲労試験における応力集中部となる。ノッチの曲率半径が２ｍｍであることから、最表面の曲げ応力を基準として、その０．８倍以上の高い曲げ応力が発生する深さｄは０．２３ｍｍとなる。【００６６】
これに対し、熱延棒鋼ｐにノッチを付与する場合は、熱延棒鋼ｐから粗形状の試験片を切り出し、常温下で切削加工を施した。【００６７】
[窒化処理]
このようにノッチが形成された試験片ａ〜ｓについて窒化処理を施した。窒化処理は、何れも、５７０℃で５時間施し、窒化ポテンシャルＫｎを０．６とし、９０℃油焼き入れとした。【００６８】
＜窒化処理部品の性能評価＞
以上のようにして得られた窒化処理部品について、（I）フェライト及びパーライトから成る組織であるか否か、（II）長軸方向と短軸方向の長さの比であるアスペクト比が４．５以上であるフェライト粒がノッチ底の表面から深さ０．２３ｍｍの全領域に存在するか否か、（III）表面から深さ方向２００μｍまでの表層部の平均Ｎ濃度（ｐｐｍ）、のそれぞれについて調査するとともに、（IV）最大荷重１２ｋＮでの４点曲げ疲労試験寿命（回）について調査した。これらの結果を表３に示す。【００６９】
表層部における伸長粒の平均アスペクト比については、表層部において任意に切断面を切り出し、この切断面上で見ることのできるフェライト粒を２０点取りだして、当該フェライト粒のアスペクト比を測定した上で、それらの平均値を算出した。なお、試料番号ａ〜ｌ、ｎ、ｏについては、光学顕微鏡によるアスペクト比の測定が困難であったため、有限要素法解析によって求めたひずみ量からアスペクト比を算出した。【００７０】
また、４点曲げ疲労試験寿命については、以下のように測定した。図２は、４点曲げ疲労試験片の形状と、４試験点曲げ疲労試験における荷重負荷を示す図である。同図に示すように、１３ｍｍ角断面×１００ｍｍ長の試験片を、上述のとおり冷間鍛造と切削（試料番号ａ〜ｏ、ｑ〜ｓ）又は切削（試料番号ｐ）で形成した。次いで、試験片長さ中点に形成した曲率半径２ｍｍのノッチを挟んで、８０ｍｍ位置に下側支点、及び２０ｍｍ位置に上側支点を配置して、上側支点に繰り返し荷重を負荷した。試験機は、島津製作所製１０ｔｏｎｆサーボパルサーを用いて、１０Ｈｚで１２ｋＮの荷重を繰り返しかけ、疲労試験寿命（試験片の破断に要した繰り返し数）を調べた。このとき、最小荷重は、最大荷重１２ｋＮの５％にあたる０．６ｋＮに設定した。【００７１】
【表３】
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【００７２】
表３から明らかなとおり、上記項目（I）〜（III）のいずれについても良好な結果が得られた、試料番号ａ〜ｋ、ｓについては、いずれも、上記項目（IV）の最大荷重１２ｋＮでの４点曲げ疲労試験寿命（回）について、優れた結果（１９００回以上）が得られていることが判る。これに対し、上記項目（I）〜（III）の少なくともいずれかについて、良好な結果が得られていない試料番号ｌ〜ｒについては、いずれも、上記項目（IV）の最大荷重１２ｋＮでの４点曲げ疲労試験寿命（回）について、優れた結果が得られていないことが判る。
【図１】
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【図２】
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【国際調査報告】
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